室溫大氣環(huán)境下K417G合金及其表面Ni(Co)CrAlYSi涂層的磨損特性

王振生，彭　真，楊雙雙，郭建亭，周蘭章，譚清奇，蘇　新（.湖南科技大學(xué) 先進(jìn)礦山裝備教育部工程研究中心，湘潭 40；.中國科學(xué)院 金屬研究所，沈陽 006）

室溫大氣環(huán)境下K417G合金及其表面Ni(Co)CrAlYSi涂層的磨損特性

王振生1，彭真1，楊雙雙1，郭建亭2，周蘭章2，譚清奇1，蘇新1
（1.湖南科技大學(xué) 先進(jìn)礦山裝備教育部工程研究中心，湘潭 411201；2.中國科學(xué)院 金屬研究所，沈陽 110016）

研究K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層在室溫大氣環(huán)境下的磨損特性。結(jié)果表明：K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的磨損受磨損亞表層疲勞脫層和磨損表面環(huán)境脆性的共同作用，致使其磨損率高于純Ni的。在磨損過程中，環(huán)境脆性逐漸作用于磨損表面，磨損表面的裂紋源在γ/γ′界面以及碳化物與合金基體界面形核，裂紋既沿著γ/γ′面以及碳化物與合金基體界面擴(kuò)展，又進(jìn)入γ′晶粒，呈現(xiàn)沿晶和穿晶混合狀。

K417G合金；Ni（Co）CrAlYSi涂層；Ni3Al；摩擦；磨損；環(huán)境致脆

鎳基高溫合金廣泛地應(yīng)用于各類軍用發(fā)動機(jī)以及熱成型模具、增壓渦輪、煙氣輪機(jī)、玻璃工業(yè)、火力發(fā)電、石油化工和冶金工業(yè)等民用裝備［1-2］。由于鎳基高溫合金部件在磨損工況下的使用性能密切影響著裝備的工作效率、可靠性和耐久性等［1-3］。因此，國內(nèi)外學(xué)者對K417、IN718、IN625和IN738等鎳基合金的磨損開展了研究［4-8］。研究發(fā)現(xiàn)，K417合金室溫和高溫磨損體積之比為2.64：1，K417合金的室溫磨損體積還略高于不銹鋼的，二者之比為1.17：1；室溫下，K417微動磨損開始階段以粘著磨損為主，摩擦因數(shù)約為1.19，穩(wěn)定階段以疲勞脫層為主，摩擦因數(shù)約為0.75［8］；而高溫下形成的釉質(zhì)氧化膜可以減輕磨損，摩擦因數(shù)約為0.32［8］。另外，鎳基高溫合金部件的機(jī)加工性能很差［9-10］，磨削加工容易在工件表面產(chǎn)生裂紋，導(dǎo)致工件報(bào)廢。國內(nèi)外學(xué)者研究磨削工藝與表層硬化等因素產(chǎn)生裂紋的原因［11-12］，并通過調(diào)整磨削工藝參數(shù)減輕表面裂紋，但在實(shí)際生產(chǎn)時(shí)仍存在諸如工件裂紋等棘手的問題。

因此，針對鎳基高溫合金的室溫磨損性能不足且容易產(chǎn)生裂紋的問題，本文作者研究鎳基高溫合金的室溫磨損特性。鑒于MCrAlY（M-Ni，Co或Ni+Co）涂層作為鎳基高溫合金的高溫防護(hù)涂層和熱障涂層黏結(jié)層，已廣泛應(yīng)用于燃?xì)廨啓C(jī)的葉片及其他熱端部件［13-15］；且磁控濺射和電火花沉積的NiCrAlY涂層也應(yīng)用于各類熱作模具的高溫抗氧化耐磨涂層［16-17］。為了更全面地揭示鎳基高溫合金部件的微觀組織與磨損裂紋之間的關(guān)系，本文作者也研究Ni（Co）CrAlYSi涂層的室溫磨損特性。

1　實(shí)驗(yàn)

1.1實(shí)驗(yàn)材料及方法

鑄造鎳基高溫合金K417G（成分見表1）經(jīng)固溶處理，線切割切取厚度為10 mm的d 80 mm的電弧離子鍍和激光熔敷試樣，以及10 mm×10 mm×10 mm的磨損試樣。電弧離子鍍和激光熔敷試樣經(jīng)金相砂紙逐級打磨到800號，進(jìn)行噴砂（75 μm玻璃丸，濕噴）和丙酮超聲清洗后，待用。選取電解Ni板和NiAl3合金作為磨損對比材料。

K417G激光熔敷試樣200℃預(yù)熱20min，選取粒度為45～75 μm的NiCrAlYSi和NiCoCrAlYSi粉末（見表2），采用CO2激光熔敷設(shè)備，在氬氣保護(hù)下激光熔敷。輸出功率4500 W，光斑d 5 mm，掃描速度12 mm/s，送粉速度4～6 g/min，搭接系數(shù)0.5。激光熔敷后的試樣經(jīng)300℃保溫6 h。試樣經(jīng)平面磨床雙面磨平后，線切割切取10 mm×10 mm×10 mm的磨損試樣。

表1　K 417G合金的化學(xué)成分Table 1　Chemical compositions of K417G alloy（mass fraction，%）

表2　Ni（Co）CrAlYSi涂層制備材料的化學(xué)成分Table 2　Chemical compositions of Ni（Co）CrAlYSi coatings

1.2實(shí)驗(yàn)設(shè)備及參數(shù)

磨損試樣表面磨至1200號砂紙后（電弧離子鍍試樣除外），采用HRS-2M型高速磨損試驗(yàn)機(jī)測試摩擦磨損性能。試驗(yàn)條件為：室溫（26℃）大氣環(huán)境下，空氣相對濕度為70%，對摩件為d 5 mm的Si3N4陶瓷球，載荷為10 N，滑動速度為0.1 m/s。摩擦系數(shù)由設(shè)備監(jiān)控，NanoMap-500LS型三維接觸式表面輪廓儀測磨損體積，磨損率計(jì)算公式為W=V/（FL）（式中，W為磨損率，V為磨損體積損失，F(xiàn)為載荷，L為滑行距離）。取3次實(shí)驗(yàn)的平均值。

1.3分析設(shè)備

采用S-3400N（EDS）掃描電子顯微鏡觀察涂層的組織形貌、磨損表面以及橫截面形貌；D/max-RB型X射線衍射儀分析涂層的相組成；HV-1000型數(shù)顯顯微硬度計(jì)測量材料的顯微硬度，加載時(shí)間為15 s，載荷為0.5 N，取5次試驗(yàn)結(jié)果的平均值。

2　結(jié)果與分析

2.1K417G合金及其表面Ni(Co)CrAlYSi涂層的顯微組織與硬度

圖1所示為K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的組織形貌。K417G合金的組織主要由γ相、γ′相組成（γ為Ni相，γ′為Ni3（Al，Ti）相）（見圖1（a）），并含有體積分?jǐn)?shù)約為2%的塊狀MC碳化物［18］，蝶形的γ′共格鑲嵌于γ基體內(nèi)。結(jié)合Ni（Co）CrAlYSi涂層的XRD譜（見圖2），電弧離子鍍NiCrAlYSi涂層主要由γ/γ′共晶相（γ為Ni相，γ′為Ni3Al相）和Cr相組成（見圖1（b）），并含有少量的NiAl相和Ni2Y相；從涂層的橫截面可以看出，涂層厚度約為40 μm，組織基本致密，孔洞很少，與基體合金結(jié)合良好，界面處有一層厚約為5 μm的互擴(kuò)散區(qū)（IDZ）。激光熔敷NiCrAlYSi涂層主要由γ/γ′共晶相（γ為Ni相，γ′為Ni3Al相）和Cr相組成（見圖1（c）），并含有少量的Ni5Y相和AlCr2相；熔覆層與基體結(jié)合處組織形貌呈現(xiàn)垂直于界面方向生長的枝晶，在熔覆熔池中，由于金屬結(jié)晶擇優(yōu)生長，通過基體散熱使得在界面處溫度梯度最大，使得該處的結(jié)晶方向與界面垂直；涂層與基體界面處有一層厚約15～20 μm呈冶金結(jié)合的互擴(kuò)散區(qū)（IDZ），涂層內(nèi)部存在彌散分布的細(xì)小氣孔（見圖1（d）），這是由于高溫時(shí)溶解在焊接熔池中的氣體在結(jié)晶和相變時(shí)，氣體的溶解度突然下降而殘留在焊縫金屬內(nèi)部形成的［19］。NiCoCrAlY涂層主要由γ/γ′共晶相（γ為Ni相，γ′為Ni3Al相）和少量的Al74Cr20Si6相構(gòu)成（見圖1（e）），涂層中存在較多的氣孔（見圖1（f）），涂層與基體界面處沒有互擴(kuò)散區(qū)；互擴(kuò)散區(qū)有利于提高涂層與基體的結(jié)合力［20-21］，沒有互擴(kuò)散區(qū)導(dǎo)致基體與NiCoCrAlY涂層界面出現(xiàn)少量的裂紋特征（見圖1（f））。

表3所列為K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的硬度。電弧離子鍍NiCrAlYSi涂層的硬度最高，這跟電弧離子鍍離化率高，薄膜沉積時(shí)離子所攜帶的能量平均值高有關(guān)［22］。激光熔敷NiCoCrAlYSi涂層的硬度最低。

2.2K417G合金及其表面Ni(Co)CrAlYSi涂層的磨損性能

表4所列為K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的摩擦磨損性能。K417G合金、電弧離子鍍NiCrAlYSi涂層、激光熔敷NiCrAlYSi涂層以及NiCoCrAlYSi涂層及的摩擦因數(shù)分別為0.66～0.68、0.64～0.66、0.62～0.68、0.59～0.61；磨損率分別為2.96×10-14～3.0×10-14、4.6×10-14～5.23×10-14、6.58× 10-14～8.2×10-14、9.05×10-14～10.7×10-14m3/（N·m）。由圖1可以發(fā)現(xiàn)，隨著K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層內(nèi)部孔洞的增多以及裂紋的發(fā)生，材料的磨損率逐漸升高。純Ni的摩擦因數(shù)為0.51～0.54，磨損率為1.66×10-14～1.7×10-14m3/（N·m），其摩擦磨損性能明顯優(yōu)于經(jīng)過強(qiáng)化的K417G合金及Ni（Co）CrAlYSi涂層的，其中，磨損率較K417G合金及Ni（Co）CrAlYSi涂層的降低了1.6～6.2倍。Ni3Al合金的摩擦因數(shù)為0.83～1.12，磨損率為4.8×10-14～5.0×10-14m3/（N·m），耐磨損性能與電弧離子鍍NiCrAlYSi涂層類似。

圖1　K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的形貌Fig.1　Morphologies of K417G alloy and Ni（Co）CrAlYSi coatings deposited onto K417G alloy：（a）K417G alloy；（b）Arc ion plating NiCrAlYSi；（c），（d）Laser cladding NiCrAlYSi；（e），（f）Laser cladding NiCoCrAlYSi

圖2Ni（Co）CrAlYSi涂層的XRD譜Fig.2　XRD patterns of Ni（Co）CrAlYSi coatings

2.3K417G合金及其表面Ni(Co)CrAlYSi涂層的磨損形貌與機(jī)理的分析

圖3所示為K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層磨損表面的形貌。由圖3（a）可以看出，K417G合金的磨損表面主要呈現(xiàn)剝落和裂紋特征。由圖3（b）可以看出，磨損表面呈現(xiàn)顯著的平行和垂直于磨損方向的裂紋，剝落是以薄片形狀脫離母材的，這與文獻(xiàn)［8］觀察的特征一致。電弧離子鍍NiCrAlYSi涂層（見圖3（c））、激光熔敷NiCrAlYSi涂層（見圖3（d））和激光熔敷NiCoCrAlY涂層（見圖3（e））的磨損表面形貌與K417G合金類似，剝落和裂紋特征隨著K417G合金、電弧離子鍍NiCrAlYSi涂層和激光熔敷NiCrAlYSi涂層的次序逐漸增強(qiáng)。鑒于K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層，主要組成相為γ-Ni相和γ′-Ni3Al（或Ni3（Al，Ti））相，并且相對于Ni3Al合金磨損表面呈現(xiàn)顯著的剝落、裂紋和粘著磨損的特征（見圖3（f）），純Ni的磨損表面光滑平整（見圖3（g）），高倍下發(fā)現(xiàn)顯著的犁溝特征，局部存在輕微的裂紋特征（見圖3（h））。故γ′-Ni3Al（或Ni3（Al，Ti））相可能導(dǎo)致了K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層磨損表面發(fā)生了裂紋和剝落，剝落和裂紋可能是K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層室溫耐磨損性能不足的主要原因。

表3　K417G合金、Ni（Co）CrAlYSi涂層、純Ni及Ni3Al合金的硬度Table 3　Hardness of K417G alloy，Ni（Co）CrAlYSi coatings，pure Ni plate and Ni3Al alloy

表4　K417G合金、Ni（Co）CrAlYSi涂層、純Ni及Ni3Al合金的摩擦磨損性能Table 4　Friction and wear behavior of　K417G alloy，Ni（Co）CrAlYSi coatings，pure Ni plate and Ni3Al alloy

圖3　K417G合金、Ni（Co）CrAlYSi涂層、純Ni及Ni3Al合金磨損表面的形貌Fig.3　Morphologies of worn surface for K417G alloy and Ni（Co）CrAlYSi coatings deposited onto K417G alloy：（a），（b）K417G alloy；（c）Arc ion plating NiCrAlYSi coating；（d）Laser cladding NiCrAlYSi coating；（e）Laser cladding NiCoCrAlYSi coating；（f）Ni3Al alloy；（g），（h）Pure Ni

從K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的磨損表面橫截面的形貌可以看到，裂紋主要從磨損表面和磨損亞表層萌生（見圖4（a））。磨損表面亞表層存在疲勞裂紋源的萌生和擴(kuò)展（見圖4（b））特征說明發(fā)生了疲勞脫層的磨損機(jī)制，這與文獻(xiàn)［8］分析的結(jié)果一致。

萌生于磨損表面的裂紋在擴(kuò)展過程中，裂紋擴(kuò)展路徑有直線（見圖4（c））和曲線（見圖4（d））兩種形式，裂紋擴(kuò)展方向與磨損表面的角度約為10°～20°，EDS分析發(fā)現(xiàn)（見圖4（d）和表5），裂紋擴(kuò)展路徑兩側(cè)Ni與Al+Ti元素之摩爾分?jǐn)?shù)比約為59：17，對比表1中合金的元素成分，說明裂紋可能是沿γ′-Ni3（Al，Ti）相的晶內(nèi)或晶界擴(kuò)展的。進(jìn)一步腐蝕了磨損表面后發(fā)現(xiàn)（見圖4（e）和（f）），磨損表面上的裂紋源在γ/γ′界面以及碳化物與合金基體界面形核，既有沿著γ/γ′界面以及碳化物與合金基體界面的擴(kuò)展，又出現(xiàn)進(jìn)入γ′晶粒的穿晶擴(kuò)展，呈現(xiàn)沿晶和穿晶混合狀。磨損表面的裂紋特征（見圖3）符合文獻(xiàn)［23］中環(huán)境致脆磨損機(jī)理的特征，磨損表面與橫截面的裂紋萌生與擴(kuò)展形貌（見圖4）符合Ni基高溫合金氫脆微觀機(jī)制［24-26］的特征，故其磨損機(jī)理可能存在氫引起的環(huán)境致脆。

圖4　K417G合金磨損截面形貌與腐蝕后的磨損表面形貌Fig.4　Sectional morphologies of worn surface for K417G alloy and morphologies of worn surface after corrosion for K417G alloy：（a）Crack initiation；（b）Crack propagation；（c）Crack straight propagation；（d）Crack curvilinear propagation；（e），（f）Worn surface morphology after corrosion；（g）Crack intersection；（h）Peeling morphology

亞表層疲勞裂紋擴(kuò)展與磨損表面裂紋擴(kuò)展的相互作用，加速了裂紋的相遇重合（見圖4（g）），最后使裂紋以上的材料斷裂剝落，形成了“蘑菇”狀的表面微觀形貌（見圖4（h））。這種“蘑菇”狀的表面微觀形貌在磨損過程中承受摩擦力和正壓力的交互作用能力不足，易發(fā)生斷裂剝落，導(dǎo)致K417G合金及Ni（Co）CrAlYSi涂層的耐磨損性能降低。另外，考慮到涂層內(nèi)部存在的細(xì)小孔洞極易成為疲勞裂紋萌生的裂紋源，會加速疲勞裂紋的萌生與擴(kuò)展，故隨著K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層內(nèi)部孔洞數(shù)量的增多，材料的磨損率逐漸升高。

表5　K417G合金裂紋擴(kuò)展區(qū)域的EDS分析結(jié)果Table 5　EDS analysis results of crack propagation region for K417G alloy（mole fraction，%）

2.4討論

K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的主要組成相為γ-Ni相和γ′-Ni3Al（或Ni3（Al，Ti））相，其中，金屬間化合物γ′-Ni3Al（或Ni3（Al，Ti））相作為沉淀強(qiáng)化相可以提高Ni基合金的高溫力學(xué)性能［1］。然而Ni3Al合金在室溫空氣下呈現(xiàn)嚴(yán)重的環(huán)境脆性［27］，且Ni3Al相可導(dǎo)致鎳基高溫合金在氫環(huán)境下發(fā)生氫脆現(xiàn)象［24-26］。Ni3Al在室溫空氣環(huán)境下呈現(xiàn)脆性是由于大氣環(huán)境中的水汽同Ni3Al中的活性元素Al發(fā)生反應(yīng)［28-30］：2Al+3H2O→Al2O3+6H，生成的原子態(tài)H在裂尖區(qū)匯集致脆，而使得合金表現(xiàn)出沿晶斷裂傾向；且大氣中的水汽只有同新鮮的Ni3Al表面反應(yīng)才能生成致脆的原子態(tài)氫，而Ni3Al有對微量的原子態(tài)氫也十分敏感的特征。鑒于實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，磨損2 min的Ni3Al合金磨損表面已經(jīng)出現(xiàn)了少量的環(huán)境致脆裂紋（見圖5（a）），隨著實(shí)驗(yàn)時(shí)間的增加，環(huán)境致脆裂紋逐漸增多（見圖5（b））。因而，磨損過程中材料的磨損和塑性變形不斷地在磨損表面形成新鮮表面，空氣中的水蒸汽在新鮮表面吸附，并不斷地同Ni3Al中的活性元素Al發(fā)生反應(yīng)生成的原子態(tài)H，原子態(tài)H從表面向合金內(nèi)部逐漸聚集；且Ni基高溫合金中晶界的碳化物是強(qiáng)勢的氫“陷講”［26］，易聚集原子態(tài)H；當(dāng)磨損接觸區(qū)的循環(huán)應(yīng)力超過材料的疲勞強(qiáng)度時(shí)，將在材料表面引發(fā)裂紋萌生，在應(yīng)力作用下聚集的H在裂紋尖端聚集而導(dǎo)致脆化。磨損表面原子態(tài)H的逐漸生成和聚集，同時(shí)逐漸破壞了K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層磨損表面的完整性，氫致脆化后的材料表面疏松，很容易被對磨件刮掉而增加材料流失量［23］。由于B和Zr可以抑制多晶Ni3Al合金的室溫環(huán)境脆性［27］，而K417G合金中含有微量的B和Zr，這也可能是K417G合金環(huán)境脆性特征相對較輕，磨損率相對較低的一個(gè)原因。

圖5　不同磨損時(shí)間后Ni3Al合金磨損表面形貌Fig.5　Morphologies of worn surface for Ni3Al alloy for different time：（a）2 min；（b）12 min

3　結(jié)論

1）K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層磨損表面呈現(xiàn)顯著的剝落和裂紋特征導(dǎo)致其耐磨損性能低于純Ni的。

2）K417G合金及其表面Ni（Co）CrAlYSi涂層的磨損受到磨損亞表層疲勞脫層機(jī)制和磨損表面環(huán)境脆性機(jī)制的共同作用。

3）磨損過程中，環(huán)境脆性逐漸作用于磨損表面。磨損表面的裂紋源在γ/γ′界面以及碳化物與合金基體界面形核，裂紋既沿著γ/γ′界面以及碳化物與合金基體界面擴(kuò)展，又進(jìn)入γ′晶粒，呈現(xiàn)沿晶和穿晶混合狀。

REFERENCES

［1］ 郭建亭.高溫合金材料學(xué)（上冊）［M］.北京：科學(xué)出版社，2010：108-110. GUOJian-ting.Materialssclenceandengineeringfor superalloys（volume 1）［M］.Beijing：Science Press，2010：108-110.

［2］ 敖三三，羅震，單平，步賢政，劉為東.Inconel 601鎳基高溫合金激光焊焊縫的顯微組織［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2015，25（8）：2099-2107. AO San-san，LUO Zhen，SHAN Ping，BU Xian-zheng，LIU Wei-dong.Microstructure of Inconel 601 nickel-based superalloy laser welded joint［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2015，25（8）：2099-2107.

［3］ 沈心敏，劉雨川，馬綱.航空燃?xì)廨啓C(jī)摩擦學(xué)［M］.北京：北京航空航天大學(xué)出版社，2008：319-320. SHEN Xin-min，LIU Yu-chuan，MA Gang.Tribology for aero-gas turbine engine［M］.Beijing：Beihang University Press，2008：319-320.

［4］ STOTT F H，LIN D S，WOOD G C.The structure and mechanism of formation of the glaze oxide layers produced on nickel based alloysduring wear at hightemperatures［J］. Corrosion Science，1973，13：449-469.

［5］ HAMDY M M，WATERHOUSE R B.The fretting wear of Ti-6Al-4V and Inconel718 at elevated temperature［J］.Wear，1981，71：237-248.

［6］IWABVCHI A.Fretting wear of Inconel625 at high temperature and in high vacuum［J］.Wear，1985，106：163-175.

［7］ KLAFFKE D，CARSTENS T，BANERJI A.Influence of grain refinementonthehightemperaturefrettingbehaviorof IN738LC［J］.Wear，1993，160：361-366.

［8］ 徐向陽，徐濱士，劉文今，劉世參，周仲榮.K417鎳基高溫合金微動磨損行為的研究［J］.航空材料學(xué)報(bào)，2002，22（4）：13-17. XU Xiang-yang，XU Bin-shi，LIU Wen-jin，LIU Shi-can，ZHOU Zhong-rong.Study of fretting wear behavior of K417 nickel base superalloy［J］.Journal of Aeronautical Materials，2002，22（4）：13-17.

［9］赫青山，傅玉燦，陳佳佳，張瑋.熱管砂輪磨削高溫合金GH4169實(shí)驗(yàn)研究［J］.金剛石與磨料磨具工程，2013，33（4）：5-9. HE Qing-shan，F(xiàn)U Yu-can，CHEN Jia-jia，ZHANG Wei.Study onheatpipegrindingwheelswhengrindingsuperalloy GH4169［J］.Diamond&Abrasives Engineering，2013，33（4）：5-9.

［10］喬陽，艾興，劉戰(zhàn)強(qiáng)，趙軍.涂層刀具銑削粉末冶金鎳基高溫合金試驗(yàn)研究［J］.華南理工大學(xué)學(xué)報(bào)（自然科學(xué)版），2010，38（8）：83-88. QIAOYang，AIXing，LIUZhan-qiang，ZHAOJun. Experimental investigation into milling of Nickel-based powder metallurgy superalloy with coated tools［J］.Journal of South China University of Technology（Natural Science Edition），2010，38（8）：83-88.

［11］任敬心，楊茂奎，李雅卿，吳小玲.鎳基高溫合金的磨削特征［J］.航空學(xué)報(bào)，1997，18（6）：755-758. REN Jing-xin，YANG Mao-kui，LI Ya-qin，WU Xiao-ling. Grindingcharacteristicofnickel-basedsuperalloy［J］.Acta Aeronautica etAstron Autica Sinica，1997，18（6）：755-758.

［12］蘇旭峰.高溫合金緩進(jìn)磨削燒傷機(jī)理實(shí)驗(yàn)研究［J］.中國計(jì)量學(xué)院學(xué)報(bào)，2009，20（1）：46-50. SU Xu-feng.On creeping grinding and crack experiment of superalloys［J］.Journal of China University of Metrology，2009，20（1）：46-50.

［13］JEANINE T D，DINESH K G.Protective coatings in the gas turbine engine［J］.Surface and Coatings Technology，1994，68/69（12）：1-9.

［14］GOWARD G W.Progress in coatings for gas turbine airfoils［J］. Surface and Coatings Technology，1998，108/109（10）：73-79.

［15］BRANDL W，GRABKE H J，TOMA D，KRüGER J.The oxidation behaviour of sprayed MCrAlY coatings［J］.Surface and Coatings Technology，1996，86/87（1）：41-47.

［16］張健，郭策安，張罡，郝士明.兩種NiCrAlY涂層的室溫摩擦磨損性能［J］.腐蝕科學(xué)與防護(hù)技術(shù)，2011，23（2）：107-110. ZHANG Jian，GUO Ce-an，ZHANG Geng，HAO Shi-ming. Friction and wear behavior of two NiCrAlY coatings at room temperature［J］.Corrosion Science and Protection Technology，2011，23（2）：107-110.

［17］張松，王明生，張開祥，張春華，顏永根.SCH13鋼表面激光熔覆CoNiCrAlY合金［J］.焊接學(xué)報(bào)，2010，31（5）：49-53. ZHANGSong，WANGMing-sheng，ZHANGKai-xiang，ZHANG Chun-hua，YAN Yong-gen.CoNiCrAlY alloy deposited on surface of SCH13 steel by laser cladding［J］.Transactions of the China Welding Institution，2010，31（5）：49-53.

［18］肖旋，郭建亭，于海朋.固溶處理冷卻速度對DZ 417G合金組織性能的影響［J］.材料研究學(xué)報(bào)，2006，20（5）：533-537. XIAO Xuan，GUO Jian-ting，YU Hai-peng.Effect of cooling rate from solution heat treatment on the microstructure and mechanical properties of superalloy DZ 417G［J］.Chinese Journal of Material research，2006，20（5）：533-537.

［19］張維平，劉文艷.激光熔敷陶瓷涂層綜述［J］.表面技術(shù)，2001，30（4）：32-34，38. ZHANG Wei-ping，LIU Wen-yan.Progress of laser cladding about ceramic coating［J］.SurfaceTechnology，2001，30（4）：32-34，38.

［20］徐朝政，姜肅猛，馬軍，宮駿，孫超.兩種電弧離子鍍Ni-Co-Cr-Al-Si-Y涂層的高溫氧化行為［J］.金屬學(xué)報(bào)，2009，45（8）：964-970. XU Chao-zheng，JIANG Su-meng，MA Jun，GONG Jun，SUN Chao.Hightemperatureoxidationbehavioroftwo Ni-Co-Cr-Al-Si-Y coatings deposited by arc ion plating［J］.Acta Metallurgica Sinica，2009，45（8）：964-970.

［21］彭新，姜肅猛，段緒海，宮駿，孫超.（MCrAIY+AlSiY）復(fù)合涂層的高溫氧化行為［J］.金屬學(xué)報(bào)，2009，45（3）：378-384. PENG Xin，JIANG Su-meng，DUAN Xu-hai，GONG Jun，SUN Chao.Hightemperatureoxidationbehaviorofa （MCrAIY+AlSiY）compositecoating［J］.ActaMetallurgica Sinica，2009，45（3）：378-384.

［22］黃美東，孫超，林國強(qiáng)，董闖，聞立時(shí).脈沖偏壓電弧離子低溫沉積TiN硬質(zhì)薄膜的力學(xué)性能［J］.金屬學(xué)報(bào)，2003，39（5）：516-520. HUANG Mei-dong，SUN Chao，LIN Guo-qiang，DONG Chuang，WEN Li-shi.Mechanical property of low temperature deposited TiN film by pulsed biased arc ion plating［J］.Acta Metallurgica Sinica，2003，39（5）：516-520.

［23］姜曉霞，李詩卓，李曙.金屬的腐蝕磨損［M］.北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2003：342-344. JIANG Xiao-xia，LI Shi-zhuo，LI Shu.Corrosive wear of metals［M］.Beijing：Chemical Industry Press，2003：342-344.

［24］DOLLAR M，BERNSTEIN I M.The effect of hydrogen on deformation substructure，flow and fracture in a nickel-base singlecrystalsuperalloy［J］.ActaMetallurgica，1988，36：2369-2375.

［25］CHEN P S，WILCOX R.C.Fracture of single crystals of the nickel-base superalloy PWA 1480E in hydrogen at 22℃［J］. MetallurgicalandMaterialsTransactions， 1991， 22（9）：2031-2038.

［26］何成.氫對GH690合金拉伸變形行為的影響［D］.沈陽：東北大學(xué)，2012：16-17. HE Cheng.Effect of hydrogen on tensile deformation behavior of GH690 alloy［D］.Shenyang：Northeastern University，2012：16-17.

［27］李玉芳.合金元素Zr對Ni3Al力學(xué)行為的影響及韌化機(jī)制的研究［D］.沈陽：中國科學(xué)院金屬研究所，2004：1-20. LI Yu-fang.Effect of Zr on the mechanical properties of Ni3Al and ductility mechanism［D］.Shenyang：Institute of Metal Research ChineseAcademy of Sciences，2004：1-20.

［28］GEOGE E P，LIU C T，POPE D P.Environmental embrittlement：The major cause of RT brittleness in polycrystalline Ni3Al［J］. Scripta Metallurgica，1992，27：365-370.

［29］GEOGE E P，LIU C T，POPE D P.Intrinsic ductility and environmentalembrittlementofbinaryNi3Al［J］.Scripta Metallurgica，1993，28：857-862.

［30］LIU C T.Environmental embrittlement and grain boundary fracture in Ni3Al［J］.Scripta Metallurgica，1992，27：25-28.

(編輯李艷紅)

Wear properties of K417G alloy and Ni(Co)CrAlYSi coatings deposited onto K417G under atmospheric environment at room temperature

WANG Zhen-sheng1，PENG Zhen1，YANG Shuang-shuang1，GUO Jian-ting2，ZHOU Lan-zhang2，TAN Qing-qi1，SU Xin1
（1.Engineering Research Center of Advanced Mining Equipment，Ministry of Education，Hunan University of Science and Technology，Xiangtan 411201，China；2.Institute of Metal Research，ChineseAcademy of Sciences，Shenyang 110016，China）

The tribological properties of K417G superalloy and Ni（Co）CrAlYSi coatings/K417G were investigated at room temperature in atmospheric environment.The results show that the worn mechanism of both K417G superalloy and the coatings is due to interaction of environment embrittlement and fatigue delamination in subsurface stratum，which results to the higher wear rate compared with the pure nickel plate.The enviromental embrittlement gradually affect the worn surface during the process of wear.The formation of crack resource on the worn surface begins at both the interface of γ/γ′phases and the interface of carbide and alloy.The cracks extend along both the interface of γ/γ′phases and the interface of carbide and alloy and enter into the γ′phase，presenting the intergranular and transgranular mixed.

K417G alloy；Ni（Co）CrAlY coatings；Ni3Al；friction；wear；environmental embrittlement

Project（51101055）supported by the National Natural Science Foundation of China；Project（13JJ8015）supported by the National Natural Science Foundation of Hunan Province，China；Project（S140016）supported by Postgraduate Innovation Foundation of Hunan University of Science and Technology，China

date:2015-04-19；Accepted date:2015-11-30

WANG Zhen-sheng；Tel：+86-13298538387；E-mail：zswang@imr.ac.cn

TH117，TG146

A

1004-0609（2016）-03-0602-08

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51101055）；湖南省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（13JJ8015）；湖南科技大學(xué)研究生創(chuàng)新基金資助項(xiàng)目（S140016）

2015-04-19；

2015-11-30

王振生，副教授，博士；電話：13298528387；E-mail：zswang@imr.ac.cn